JP5764498B2 - 深絞り性に優れ高降伏比を有する高強度冷延鋼板、これを用いた溶融亜鉛メッキ鋼板、合金化溶融亜鉛メッキ鋼板及びこれらの製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、自動車の内外板材として用いられることができる冷延鋼板、溶融亜鉛メッキ鋼板、合金化溶融亜鉛メッキ鋼板及びそれらの製造方法に関し、より詳細には、降伏比が６０％以上であって、耐デント性及び耐久性に優れ、ｒ値が１．４以上であって、絞り性に優れ、そして４９０ＭＰａ以上の高引張強度を有する、残留オーステナイトを少量含有する、ＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ：変体誘起塑性）現象を活用する冷延鋼板、これを用いた溶融亜鉛メッキ鋼板、合金化溶融亜鉛メッキ鋼板及びそれらの製造方法に関する。

ここで、ｒ値は、深絞り性を示す指標であって、通常、塑性異方性と呼ばれ、方向により異なる値を有することが知られている。通常、ｒ値は、圧延方向、圧延垂直方向及び圧延対角線方向におけるｒ値がｒ０、ｒ９０及びｒ４５と表現され、その平均値が下記の式で求められることが一般的である。

ｒ（平均）（＝ｒｍ値）＝（ｒ０＋２×ｒ４５＋ｒ９０）／４

以下、本発明では、ｒ（平均）をｒ値で一般化して示す。

近年、地球環境保存の観点から、ＣＯ_２の排出量を規制するために、自動車の燃費改善への要求が次第に増加している。また、衝突時に乗客の安全を確保するために、自動車車体の衝突特性を中心にした安定性の向上も要求されている。このような自動車車体の軽量化と安定性とを共に達成する方向に技術開発が進行されており、このため、高強度鋼板の加工性の向上のための努力が行われている。

用いる鋼板の降伏強度と引張強度が高ければ高いほど軽量化効果が大きくなるため、自動車業界では、高強度鋼板を採用しようとする努力が持続的に行われており、最近では、引張強度４９０ＭＰａ級の複合組織鋼板までが外板パネルに適用されている。一方、内外板に適用される複合組織鋼板の場合、優れたプレス成形性が必要とされ、このためには、鋼板の深絞り性の向上が要求される。

一般的に、高強度鋼板に高ｒ値（塑性異方性指数）を与える方法としては、Ｔｉ、Ｎｂ等の炭窒化物形成元素が添加された極低炭素鋼、即ち、ＩＦ（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｆｒｅｅ）鋼にＳｉ、Ｍｎ、Ｐ等の固溶強化元素を添加する方法がある。

日本国特開昭５６−１３９６５４号には、重量％で、Ｃ：０．００２〜０．０１５％、Ｎｂ：Ｃ×３〜Ｃ×８＋０．０２％、Ｓｉ：１．２％以下、Ｍｎ：０．０４〜０．８％、Ｐ：０．０３〜０．１％の組成を有し、引張強度３４０〜４４０ＭＰａ級の、非時効性を有する、平均ｒ値が１．７の高強度冷延鋼板を製造する方法が開示されている。しかしながら、このような極低炭素鋼を素材として固溶強化元素を添加する技術では、引張強度４４０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板を製造しようとすると、合金元素添加量が大きくなり、表面外観上の問題や、メッキ性の劣化、２次加工脆性の劣化等の問題が生じることになる。さらに、Ｃ含有量を０．０１％以下の極低炭素域まで減少させるためには、製鋼工程で真空脱ガス等を行わなければならないため、製造原価の上昇等の問題が生じる。

このような問題を解決するために複合組織（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ、ＤＰ）型の高強度鋼板が提案されているが、この複合組織鋼板は、硬質な第２相のマルテンサイトによってｒ値が低下する問題があり、及び二相（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）構造の特性によって降伏強度が低下する問題があるため、構造部材への適用に限界がある。

日本国特公昭５５−１０６５０号には、低炭素鋼を冷間圧延した後、再結晶温度〜Ａｃ３変態点の温度で箱焼鈍を行い、その後、複合組織とするために７００〜８００℃に加熱した後、焼き戻しを行う方法が開示されている。しかしながら、このような方法では、箱焼鈍後に連続焼鈍を行う等、２回の焼鈍を行うため、製造コストが増加する問題がある。

また、日本国特開昭５５−１００９３４号には、高ｒ値を得るために、冷間圧延後、まず箱焼鈍を行い、この際の温度をフェライト−オーステナイトの２相域とし、その後、連続焼鈍を行う技術が開示されている。この技術では、箱焼鈍工程でフェライト相からオーステナイト相にＭｎを濃化させ、その後の連続焼鈍工程でＭｎ濃化相を優先的にオーステナイト相に変化させることにより、次の冷却工程で複合組織が得られる。しかしながら、この方法では、箱焼鈍工程でＭｎ濃化のために比較的高温で長時間の焼鈍作業が必要であり、工程数が多くなって製造コストの面で経済性が劣り、鋼板間の密着、テンパーカラー（ｔｅｍｐｅｒ ｃｏｌｏｒ）の発生及び炉体インナーカバーの寿命低下等の問題が生じることがある。

なお、複合組織鋼板におけるｒ値の向上のために最近開発された技術を、以下に示す。

日本国特公平１−３５９００号には、Ｃ含有量との関係でＶ含有量の適正化を図ることでｒ値を改善する技術が開示されている。これは、再結晶焼鈍前に鋼中のＣをＶ系炭化物として析出させて固溶強化を極力減少させて高ｒ値を図り、引き続きフェライト−オーステナイトの２相域で加熱することで、再度Ｖ系炭化物を溶解させてオーステナイト系のＣ含有量を増加させ、冷却によってマルテンサイト相を確保するものである。しかしながら、Ｖは、非常に高価であるため、製造コストの格段の上昇を招くという問題がある。

日本国特開２００３−６４４４４号には、所定の炭素を含有し、平均ｒ値が１．３以上であり、且つ組織中にベイナイト、マルテンサイト、オーステナイトのうち１種以上を合計で３％以上含有する高強度鋼板を得る技術が開示されており、その製造方法は、冷間圧延率を３０〜９５％とし、次いでＡｌとＮのクラスターや析出物を形成させることにより、集合組織を発達させるものである。しかしながら、この方法では、冷間圧延後、良好なｒ値を得るための焼鈍と、組織を作るための熱処理をそれぞれ必要とするため、生産性が劣化するという問題がある。また、変態組織鋼の特性上、降伏比が低いため、構造部材への適用に限界がある。

韓国特開２００６−０１３７００１号にも、高ｒ値を有する複合組織鋼板の製造方法が開示されているが、２相組織鋼の特性上、降伏強度が低いため、構造部材への適用に限界がある。

本発明の目的は、上述した問題点を解決し、ｒ値に及ぼす固溶（ｓｏｌｕｔｅ）Ｎ及び固溶（ｓｏｌｕｔｅ）Ｃの影響を導き出すことにより変態組織鋼のｒ値を改善すると共に高降伏比が得られるように炭窒化物元素を微細に制御することにより、深絞り性に優れ高降伏比を有する高強度冷延鋼板、これを用いた溶融亜鉛メッキ鋼板及びそれらの製造方法を提供することである。

本発明は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｓ：０．０１２％以下、Ｎｂ：０．０４〜０．１５％、及びＴｉ、Ｂ及びＺｒからなる群から選択される１種以上であって、下記のＥｑ_Ｎ値が０．００１以下であり且つＥｑ_Ｃ値が０．０３以下であることを満足する元素、並びに残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、残留オーステナイトを５％以下の分率で含有する、深絞り性に優れ、高降伏比を有する高強度冷延鋼板を提供する。

Ｅｑ_Ｎ＝Ｎ−１４×（Ｔｉ／４７．９＋Ｚｒ／９１．２＋Ｂ／１０．８）
Ｅｑ_Ｃ＝Ｃ−１２／９２．９×Ｎｂ＜Ｔｉ、Ｚｒ未添加＞
Ｅｑ_Ｃ＝Ｃ−１２×（Ｎｂ／９２．９＋（Ｔｉ−４７．９／１４×Ｎ）／４７．９＋（Ｚｒ−９１．２／１４×Ｎ）／９１．２）＜Ｔｉ、Ｚｒ添加＞
（ここで、Ｔｉ−４７．９／１４×Ｎ＜０の場合は、Ｔｉ−４７．９／１４×Ｎ＝０とみなし、Ｚｒ−９１．２／１４×Ｎ＜０の場合は、Ｚｒ−９１．２／１４×Ｎ＝０とみなす。）

また、本発明は、上記組成及び条件を満足する鋼スラブを再加熱しＡｒ３変態点以上の温度で仕上げの熱間圧延を行う段階と、上記熱間圧延が行われた熱延鋼板を冷却し６００〜７５０℃の温度範囲で巻き取る段階と、上記巻き取られた熱延鋼板を６３〜９０％の圧下率で冷間圧延する段階と、上記冷間圧延された冷延鋼板を７８０〜８８０℃の温度範囲で連続焼鈍する段階とを含む、深絞り性に優れ、高降伏比を有する高強度冷延鋼板の製造方法を提供する。

本発明は、自動車の内外板材の軽量化に寄与可能な降伏比（ＹＲ）が６０％以上であって、耐デント性及び耐久性に優れ、ｒ値が１．４以上であって、絞り性が要求される成形に適しており、そして引張強度が４９０ＭＰａ以上である高強度鋼板を提供することができる。

Ｅｑ_Ｃ値とｒ値との関係を示すグラフである。 Ｅｑ_Ｎ値とｒ値との関係を示すグラフである。 発明鋼４の微細組織を観察した写真である。

以下、本発明を詳述する。

本発明の組成範囲に関する詳細は、下記の通りである（単位：重量％）。

炭素（Ｃ）の含有量は、０．０２〜０．０５％とする。上記Ｃは、変態組織鋼の形成、即ち、残留オーステナイトの安定化においてはその含有量が多ければ多いほど良いが、ｒ値においては固溶Ｃ量が少なければ少ないほど良い。したがって、Ｃ含有量が０．０２％未満であると、変態組織鋼を製造することが困難となり、Ｃ含有量が０．０５％を超えると、過量の第２相、即ち、残留オーステナイトとマルテンサイト等が形成されるためｒ値が低くなるという問題がある。

マンガン（Ｍｎ）の含有量は、１．０〜３．０％とする。上記Ｍｎは、鋼の製造工程中に必然的に含有されるＳとＦｅとが結合されたＦｅＳの形成による赤熱脆性を防止するために添加されるが、その添加量が少なすぎると、赤熱脆性が発生し、その添加量が多すぎると、中心偏析又は微少偏析等の偏析の発生がひどくなる。本発明の第一の目標は、変態組織鋼を構成することであり、このためにはＭｎの多量添加が必要である。即ち、第２相のマルテンサイトと残留オーステナイトの形成のためには、少なくとも１．０％以上のＭｎの添加が必要であり、３．０％を超えて添加される場合には、第２相分率の増加による強度の増加及び成形性の劣化が生じ、溶融メッキ鋼板の製造時の焼鈍工程でＭｎＯ等の酸化物が鋼板の表面に多量生成されてメッキの密着性が劣化し、縞等のメッキ欠陥が多量発生して製品の品質が劣化するという問題がある。

シリコン（Ｓｉ）の含有量は、０．５〜２．０％とする。上記Ｓｉは、フェライトの変態を促進させ未変態オーステナイト中のＣ含有量を増加させて最終製品の残留オーステナイトの分率を向上させるため、鋼中に積極的に添加される必要がある元素である。本発明のように残留オーステナイトを含有する変態組織鋼の生成のためには、Ｓｉが必須に添加されなければならない。また、Ｓｉは、フェライト中のＣをオーステナイトに移動させてフェライトの集合組織の発達を促進させるため本発明のように絞り性の向上のためには積極的に添加されなければならないことからその下限を０．５％に制限し、冷間圧延性の低下を防ぐためにその上限を２．０％に制限する。

燐（Ｐ）の含有量は、０．０５％以下（０は除外）とする。上記Ｐは、固溶強化効果が最も大きい合金元素で、面内異方性を改善し強度を向上させる役割をするが、その添加量が０．０５％を超えると、強度の増加と共に当該Ｐが粒界に偏析して２次加工脆性及び溶接性を劣化させるため、本発明ではその添加量を０．０５％以下に制限する。

窒素（Ｎ）の含有量は、０．００６％以下（０は除外）とする。上記Ｎは、焼鈍前又は焼鈍後に固溶状態で存在することにより鋼の成形性を劣化させることが知られているが、通常の鋼に含有される範囲（０．０１％以下）では変態組織鋼の機械的性質に大きく影響を与えないことが知られている。Ｎ含有量が０．００６％を超える場合は、窒化物形成元素の添加量の増加による製鋼の原単位上昇及び析出物の総量の増加によるｒ値の低下の恐れがあるため、本発明ではその上限を０．００６％とした。なお、Ｎ含有量は、最小化する必要があるため、その下限は制限されない。

アルミニウム（Ａｌ）の含有量は、０．０１〜０．１％とする。上記Ａｌは、二つの目的で添加され、一つは、鋼中に存在する酸素を除去して凝固時に非金属介在物の形成を防止することであり、もう一つは、本発明のように窒化物形成元素が添加される場合は効果が弱いが、鋼中に存在する窒素をＡｌＮとして固定して結晶粒のサイズを微細化することである。したがって、Ａｌもまた適正な範囲で添加されなければならず、その含有量が低すぎると、上述した添加目的を成し遂げることができず、本発明のようにＮの安定的な制御のために窒化物形成元素が添加される場合にその添加量が多すぎると、非金属介在物の除去のための窒化物形成元素の過剰添加による製鋼の原単位上昇の問題が生じるため、本発明ではその含有量を０．０１〜０．１％に制限する。

硫黄（Ｓ）の含有量は、０．０１２％以下（０は除外）とする。上記Ｓは、ＭｎＳの形態で析出が行われて析出物の量を増加させる不純物となるため、その含有量を低くすることが好ましく、本発明ではその上限を０．０１２％に制限する。

ニオブ（Ｎｂ）の含有量は、０．０４〜０．１５％とする。上記Ｎｂは、炭化物形成によって固溶Ｃの量を低くし、析出強化による降伏強度の向上のために添加される。また、本発明のように残留オーステナイトを用いる場合には、当該残留オーステナイトの安定化にも寄与する。Ｎｂ含有量が０．０４％未満の場合は、析出強化の効果が弱く、Ｎｂ含有量が０．１５％を超える場合は、製鋼の原単位上昇及び微細炭化物の多量形成による延伸率低下の問題が生じるため、本発明ではその上限を制限する。

本発明は、チタニウム（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）及びボロン（Ｂ）からなる群から選択される１種以上を含み、これらのうちボロン（Ｂ）は、窒化物形成元素であって、本発明によると、固溶Ｎを除去（ｓｃａｖｅｎｇｉｎｇ）することによりｒ値を向上させる重要な窒化物形成元素である、また、チタニウム（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）は、固溶Ｎを除去することによりｒ値を確保する役割をすると共に、固溶Ｃを適量（０．０３％）以下にするための重要な元素で、このためには、下記のＥｑ_Ｎ値が０．００１以下であり且つＥｑ_Ｃ値が０．０３以下であることを満足するようにパラメータの値を設定すべきである。

Ｅｑ_Ｎ＝Ｎ−１４×（Ｔｉ／４７．９＋Ｚｒ／９１．２＋Ｂ／１０．８）
Ｅｑ_Ｃ＝Ｃ−１２／９２．９×Ｎｂ＜Ｔｉ、Ｚｒ未添加＞
Ｅｑ_Ｃ＝Ｃ−１２×（Ｎｂ／９２．９＋（Ｔｉ−４７．９／１４×Ｎ）／４７．９＋（Ｚｒ−９１．２／１４×Ｎ）／９１．２）＜Ｔｉ、Ｚｒ添加＞
（ここで、Ｔｉ−４７．９／１４×Ｎ＜０の場合は、Ｔｉ−４７．９／１４×Ｎ＝０とみなし、Ｚｒ−９１．２／１４×Ｎ＜０の場合は、Ｚｒ−９１．２／１４×Ｎ＝０とみなす。）

本発明では、上記式によるＥｑ_Ｎの値が０．００１％以下となるように規定している。固溶（ｓｏｌｕｔｅ）Ｎがｒ値に及ぼす影響を検討したところ、当該固溶Ｎが０．００１％以下で存在する場合、ｒ値が向上することが明らかになったためである。しかしながら、製鋼工程技術を活用するだけではＮを０．００１％以下に低めることができないため、本発明では窒化物形成元素を用いて固溶状態を最小化する方法が提案されている。なお、本発明では、Ｅｑ_Ｎ値は０未満であってよい。これは、Ｔｉ、Ｚｒ及びＢが全てＮと結合してからも余剰として残ることを意味する。

本発明では、上記式によるＥｑ_Ｃの値が０．０３％以下となるように規定している。通常、Ｃ含有量が多ければ多いほどｒ値は減少し、Ｃ含有量が少なければ少ないほどｒ値は増加する傾向があり、特に、ｒ値が非常に高い鋼を製造するためにＣ含有量を０．０１％以下に低くしなければならないということは周知のことである。しかしながら、Ｃ含有量が０．０１％以下の場合は、変態組織であるベイナイト及び残留オーステナイトの形成が非常に困難となるため、高強度化が不可能であるという短所がある。本発明では、Ｅｑ_Ｎが０．００１％以下且つＥｑ_Ｃが０．０３％以下となるように制御する場合、満足できるｒ値の確保が可能であることが確認された。

本発明は、さらにアンチモン（Ｓｂ）を０．０４％以下で含むことができる。上記Ｓｂは、Ｍｎ、Ｓｉ等の表面酸化物の表面濃化を抑制することにより、亜鉛メッキ時にぬれ性を向上させる長所がある。但し、その含有量が０．０４％を超えると、上述した長所の効果が弱くなり、製鋼の原単位が上昇するため、その上限を制限することが好ましい。

なお、残部は、Ｆｅ及び不可避不純物からなる。

本発明の製造方法に関する詳細は、下記の通りである。

まず、上記組成及び条件を満足する鋼スラブを通常の方法で再加熱し熱間圧延を行う。この際、仕上げの熱間圧延温度は、Ａｒ３変態点以上に制限する。仕上げの熱間圧延温度をＡｒ３変態点以上に制限する理由は、２相域圧延が行われることを防止するためである。２相域圧延が行われると、不均一な結晶粒組織の発生及び変形されたフェライトの存在によってｒ値が低下するためである。

次に、上記熱間圧延が行われた熱延鋼板を冷却し、６００〜７５０℃の温度範囲で巻き取る。巻取温度を制限する理由は、６００℃未満の場合は、フェライトへの変態が抑制され、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｂ等による炭化物及び窒化物の安定的な析出が困難となり、７５０℃を超える場合は、厚い酸化層が形成されて収率が低下するためである。

次いで、上記熱間圧延が終了され巻き取られた熱延鋼板を通常の方法で酸洗した後、６３〜９０％の圧下率で冷間圧延する。冷間圧下率が６３％未満の場合は、焼鈍時に再結晶集合組織の発達の極大化が困難となり、冷間圧下率が９０％を超える場合は、冷間圧延性が低下するため、上記の範囲に制限する。

上記冷間圧延が終了された冷延鋼板を７８０〜８８０℃の温度範囲で通常の方法で連続焼鈍する。焼鈍温度を制限する理由は、本発明鋼で要求される降伏強度とｒ値とを共に確保するためであり、７８０℃未満の場合は、{１１１}集合組織の発達の阻害及び再結晶の遅延による延伸率低下の問題があり、８８０℃を超える場合は、炭化物及び窒化物の過度の溶解による降伏強度の低下及び焼鈍操業性の劣化の問題があるためである。

本発明によると、上記焼鈍が終了された後、通常の製造条件により溶融亜鉛メッキ又は合金化溶融亜鉛メッキを行うことにより溶融亜鉛メッキ鋼板又は合金化溶融亜鉛メッキ鋼板を製造することができる。

本発明で残留オーステナイトの分率を５％以下と規定する理由は、５％以上の残留オーステナイトを確保するためには多量のＣ、即ち、Ｅｑ_Ｃ値が０．０３超でなければならず、これによりｒ値が低下するためである。

本発明により製造された冷延鋼板又は溶融亜鉛メッキ鋼板、合金化溶融亜鉛メッキ鋼板は、４９０ＭＰａ以上の引張強度及び１．４以上のｒ値を有し、降伏比（ＹＲ）が６０％以上である。

以下、本発明の実施例を詳述する。

下記表１の組成（単位：重量％）を用いて表４のＥｑ_Ｎ値及びＥｑ_Ｃ値を有する鋼塊を厚さ９０ｍｍ、幅１７５ｍｍで製造し、１２００℃で１時間再加熱した後、熱延厚さが４ｍｍとなるように熱間圧延を行った。熱間圧延の仕上げ温度はＡｒ３変態点以上とし、冷却後に５００℃〜７００℃に予め加熱された炉に装入して１時間保持した後、炉冷させることにより熱延巻取を模擬した。熱間圧延された板材を再度５０〜８０％の圧下率で冷間圧延を行った後、７５０〜８６０℃で焼鈍を行った。

本発明者らは、上記表１に示す多様な成分系の鋼種に対し、巻取温度、冷間圧下率、焼鈍温度等を変化させた後に得られる機械的性質を表２及び表３に示した。本発明鋼で目標とする機械的性質は、ＹＲ比が６０％以上、引張強度が４９０ＭＰａ以上、ｒ値が１．４以上である。

上記表３は、上記表２の一部の鋼種に対し、巻取温度及び焼鈍温度の変化に伴う機械的性質の変化をさらに示したものである。本発明のように炭窒化物形成元素が添加されながら焼鈍温度が低い場合、再結晶が遅延されるため、延伸率が急激に低くなり成形性が劣化する。表３に示すように、７５０℃で焼鈍を行うと、延伸率が１６．３１％と非常に低くなるため本発明では焼鈍温度を７８０℃以上に制限しており、焼鈍温度を８６０℃まで高めると、引張強度は一部低下するが、機械的性質は本発明の基準を満足する。しかしながら、８８０℃以上の温度で焼鈍を行うと、本発明で制限する４９０ＭＰａ以上の引張強度の確保が不確実となり、また、通常ＣＡＬ、ＣＧＬ操業においてストリップ（ｓｔｒｉｐ）温度８６０℃以上での操業が非常に困難となるため、本発明では８８０℃を上限に制限した。

本発明のように、高ｒ値を有する鋼では、冷間圧下率の役割が重要であるが、冷間圧下率が６３％未満である表３の発明鋼３−比較１の場合は、ｒ値が目標値に達していない。

また、表３の発明鋼３−比較２に示すように、巻取温度を低くすると、本発明で制限する１．４以上のｒ値が得られない。これは、巻取温度が低い場合、炭化物の析出が抑制されることにより熱延板での固溶Ｃの量が増加し、後続する冷間圧延後の再結晶焼鈍時に{１１１}集合組織の発達が抑制されるためであると考えられる。

一般に、低炭素鋼及びＩＦ（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｆｒｅｅ）鋼でのｒ値は、固溶Ｃと密接な関係があることが知られている。また、韓国特許２００６−０１３７００１に開示されているように、Ｍｏによる炭化物の溶解及び析出の制御によって複合組織鋼のｒ値の向上が可能であることが知られている。しかしながら、本発明鋼のように強度及び残留オーステナイトの確保のためにＳｉを多量添加する場合は、比較鋼１及び２のようにＭｏを添加すると同様にｒ値が低いことが分かる。

前述したＥｑ_Ｃパラメータを用いて表４のＥｑ_Ｃ値を計算し、この値とｒ値との関係を図１に示した。

Ｅｑ_Ｃ値の場合、図１に示すように、ｒ値とは特別な相関性がないものと見られる。即ち、Ｅｑ_Ｃ値が０．０３以上の場合は、ｒ値が低いが、Ｅｑ_Ｃ値が０．０３未満の場合は、ｒ値が高値から低値まで多様に分布している。

発明鋼の場合、表２、表３及び図１に示すように高ｒ値の確保が可能であり、上述したようにＣが低いことが重要であるが、Ｃのみでｒ値が決められないことは図１からも確認することができる。本発明者らは、固溶（ｓｏｌｕｔｅ）状態で存在するＮがｒ値と密接な関連があることを、上述したＥｑ_Ｎパラメータを用いて図２に示した。

図２に示すように、Ｅｑ_Ｎ値が０．００１以下の場合は、ｒ値が１．４以上であるが、Ｅｑ_Ｎ値が０．００１以上の場合は、ｒ値が１．３未満である。しかしながら、図２に示すように、比較鋼８、９、１０、１４、１５及び１６の場合は、ｒ値が１．３以上と高いが、Ｓｉが非常に低いことから強度の確保及び残留オーステナイトの確保が不可能である。Ｅｑ_Ｎ値が０．００１以下であるにもかかわらずｒ値が１．２未満の２つの点は、Ｃが非常に高い比較鋼１１及び１２であって、Ｅｑ_Ｃ値が０．０３以上の２つの点であることを表２及び表４から確認することができる。

即ち、Ｅｑ_Ｎ値が０．００１以下であり且つＥｑ_Ｃ値が０．００３％以下であることを満足してこそ、ｒ値が１．３以上であることを満足することができる。

図３は、発明鋼４の微細組織を示す写真であり、残留オーステナイトが観察される。残留オーステナイトの確保のためにＳｉを添加する場合、表２の比較鋼１６と発明鋼１４、１５との物性の比較から分かるように、Ｓｉの添加量が０．５％以上であると、ｒ値が１．４以上であることを満足する。これは、Ｓｉがフェライト中のＣの活動度を高めて残留オーステナイトへのＣの移動を促進させ、フェライト中のＣの濃度を低めることによりフェライトの集合組織をより発達させるためであると考えられる。図３からは、残留オーステナイトの分率が２％以下であることが分かる。

Claims (9)

1. 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｓｉ：０．５７〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｓ：０．０１２％以下、Ｎｂ：０．０４〜０．１５％、及びＴｉ、Ｂ及びＺｒからなる群から選択される１種以上であって、下記のＥｑ_Ｎ値が０．００１以下であり且つＥｑ_Ｃ値が０．０３以下であることを満足する元素、並びに残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、かつ残留オーステナイトを０％超、５％以下の分率で含有し、降伏比が６０％以上であり、ｒ（塑性異方性指数）値が１．４以上である、深絞り性に優れ高降伏比を有する高強度冷延鋼板：
   Ｅｑ_Ｎ＝Ｎ−１４×（Ｔｉ／４７．９＋Ｚｒ／９１．２＋Ｂ／１０．８）
   Ｅｑ_Ｃ＝Ｃ−１２／９２．９×Ｎｂ＜Ｔｉ、Ｚｒ未添加＞
   Ｅｑ_Ｃ＝Ｃ−１２×（Ｎｂ／９２．９＋（Ｔｉ−４７．９／１４×Ｎ）／４７．９＋（Ｚｒ−９１．２／１４×Ｎ）／９１．２）＜Ｔｉ、Ｚｒ添加＞
   （ここで、Ｔｉ−４７．９／１４×Ｎ＜０の場合は、Ｔｉ−４７．９／１４×Ｎ＝０とみなし、Ｚｒ−９１．２／１４×Ｎ＜０の場合は、Ｚｒ−９１．２／１４×Ｎ＝０とみなす。）。
2. 前記組成がＳｂ：０．０４％以下をさらに含む、請求項１に記載の深絞り性に優れ高降伏比を有する高強度冷延鋼板。
3. 前記冷延鋼板は、引張強度が４９０ＭＰａ以上である、請求項１に記載の深絞り性に優れ高降伏比を有する高強度冷延鋼板。
4. 請求項１から３のいずれか一項に記載の前記冷延鋼板に溶融亜鉛メッキ層を含む、深絞り性に優れ高降伏比を有する高強度溶融亜鉛メッキ鋼板。
5. 請求項４に記載の前記亜鉛メッキ鋼板を熱処理することにより合金化亜鉛メッキ層を含む、深絞り性に優れ高降伏比を有する高強度合金化溶融亜鉛メッキ鋼板。
6. 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｓｉ：０．５７〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｓ：０．０１２％以下、Ｎｂ：０．０４〜０．１５％、及びＴｉ、Ｂ及びＺｒからなる群から選択される１種以上であって、下記のＥｑ_Ｎ値が０．００１以下であり且つＥｑ_Ｃ値が０．０３以下であることを満足する元素、並びに残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む鋼スラブを再加熱し、Ａｒ３変態点以上の温度で仕上げの熱間圧延を行う段階と、
   前記熱間圧延が行われた熱延鋼板を冷却し、６００〜７５０℃の温度範囲で巻き取る段階と、
   前記巻き取られた熱延鋼板を６３〜９０％の圧下率で冷間圧延する段階と、
   前記冷間圧延された冷延鋼板を７８０〜８８０℃の温度範囲で連続焼鈍する段階と、
   を含み、降伏比が６０％以上であり、ｒ（塑性異方性指数）値が１．４以上である、深絞り性に優れ高降伏比を有する高強度冷延鋼板の製造方法。
   Ｅｑ_Ｎ＝Ｎ−１４×（Ｔｉ／４７．９＋Ｚｒ／９１．２＋Ｂ／１０．８）
   Ｅｑ_Ｃ＝Ｃ−１２／９２．９×Ｎｂ＜Ｔｉ、Ｚｒ未添加＞
   Ｅｑ_Ｃ＝Ｃ−１２×（Ｎｂ／９２．９＋（Ｔｉ−４７．９／１４×Ｎ）／４７．９＋（Ｚｒ−９１．２／１４×Ｎ）／９１．２）＜Ｔｉ、Ｚｒ添加＞
   （ここで、Ｔｉ−４７．９／１４×Ｎ＜０の場合は、Ｔｉ−４７．９／１４×Ｎ＝０とみなし、Ｚｒ−９１．２／１４×Ｎ＜０の場合は、Ｚｒ−９１．２／１４×Ｎ＝０とみなす。）
7. 前記組成がＳｂ：０．０４％以下をさらに含む、請求項６に記載の深絞り性に優れ高降伏比を有する高強度冷延鋼板の製造方法。
8. 請求項６又は７に記載の方法で製造された冷延鋼板に溶融亜鉛メッキを行って溶融亜鉛メッキ層を形成する段階を含む、深絞り性に優れ高降伏比を有する高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
9. 請求項８に記載の方法で製造された溶融亜鉛メッキ鋼板に熱処理を行って合金化溶融亜鉛メッキ層を形成する段階を含む、深絞り性に優れ高降伏比を有する高強度合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。

Images